ZrTiNiCuBe塊體非晶合金剪切帶內(nèi)溫升與斷裂溫升

潘念僑，杜忠華，朱正旺，雷曉云，徐立志（. 南京理工大學(xué) 機械工程學(xué)院，南京 0094；. 中國科學(xué)院 金屬研究所，沈陽 006）

ZrTiNiCuBe塊體非晶合金剪切帶內(nèi)溫升與斷裂溫升

潘念僑1，杜忠華1，朱正旺2，雷曉云1，徐立志1
（1. 南京理工大學(xué) 機械工程學(xué)院，南京 210094；
2. 中國科學(xué)院 金屬研究所，沈陽 110016）

在室溫環(huán)境下（25 ℃）對某ZrTiNiCuBe塊體非晶合金材料進行不同應(yīng)變率條件下的靜態(tài)與動態(tài)壓縮實驗。并采用掃描電鏡技術(shù)（SEM）對試樣斷口、側(cè)面等進行表征，對比靜、動態(tài)條件下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線形貌的差異。結(jié)果表明：靜態(tài)壓縮時為剪切斷裂，微觀形貌上出現(xiàn)脈狀花樣與剪切帶；剪切帶誘發(fā)裂紋的形成，裂紋隨著剪切帶擴展。動態(tài)壓縮時為脆性解理斷裂，斷面粗糙且發(fā)現(xiàn)大量熔滴；斷口處出現(xiàn)解理臺階，塑性階段出現(xiàn)明顯的鋸齒流變現(xiàn)象。從能量守恒定律出發(fā)，利用變形過程中彈性應(yīng)變能的變化規(guī)律推測剪切變形區(qū)域內(nèi)溫升的變化規(guī)律，溫升的變化規(guī)律揭示鋸齒流變與試樣的斷裂機制。

塊體非晶合金；鋸齒流變；絕熱溫升；彈性應(yīng)變能

非晶合金的基體中沒有晶界、位錯等缺陷，與液態(tài)金屬有近似的結(jié)構(gòu)，因而使非晶合金存在著一些獨特的力學(xué)性能，如高強度、高硬度、高斷裂韌性以及良好的抗剪切等特性，是目前較具優(yōu)勢的新型工程材料與結(jié)構(gòu)材料之一［1-2］。在室溫環(huán)境下，塊狀非晶合金在單軸拉伸或者壓縮條件下極易形成高度集中局域化的剪切帶，這些剪切帶迅速擴展，導(dǎo)致材料災(zāi)難性宏觀脆性斷裂，此類行為阻礙塊狀非晶合金進一步的應(yīng)用［3］。關(guān)于塊狀非晶合金的溫度、應(yīng)變率效應(yīng)對其變形機理的影響，國內(nèi)外相關(guān)領(lǐng)域研究人員做過大量的實驗分析［4-6］。特別是在高應(yīng)變率與低溫（室溫）環(huán)境下，非晶合金展現(xiàn)出非均勻變形和鋸齒流變現(xiàn)象［7］，這些現(xiàn)象主要通過剪切帶表現(xiàn)出來的，局域剪切帶影響非晶合金的的宏觀塑性變形與斷裂失效。對比晶體，非晶合金通過剪切軟化和剪切帶的快速擴展、傳播使非晶合金處于預(yù)失效狀態(tài)，局域化剪切帶內(nèi)的結(jié)構(gòu)特征會發(fā)生多種變化，如產(chǎn)生納米晶［8］、納米孔洞［9］以及自由體積［10］等，WANG等［11-12］認(rèn)為剪切帶造成的這些變化與剪切帶內(nèi)的溫升密切相關(guān)。同時發(fā)現(xiàn)鋸齒流變機制也與剪切帶內(nèi)溫升緊密相聯(lián)［13］。在非晶溫度效應(yīng)研究方面，利用掃描電鏡（SEM）方法在非晶斷口處觀測［4， 11， 14］，發(fā)現(xiàn)脈狀花樣與大量不同尺寸、形狀的熔滴，說明局部發(fā)生軟化，溫度超過了非晶熔點，局部軟化發(fā)生機理可以用自由體積模型解釋，而熔滴的形成必與剪切帶內(nèi)溫升有關(guān)且不能用自由體積模型解釋。上述結(jié)果表明，絕熱剪切溫升在非晶的變形過程中占據(jù)著非常重要的因素。在有關(guān)剪切帶溫升的文獻中［13， 15-16］，所計算的溫升均處于靜態(tài)壓縮環(huán)境下，且計算的結(jié)果僅有幾K而已，沒有達到非晶的熔點，無法解釋SEM像中熔滴形成的原因。

本文作者通過室溫環(huán)境下的靜態(tài)與動態(tài)壓縮實驗，從壓縮過程中產(chǎn)生的彈性應(yīng)變能角度出發(fā)，建立剪切帶形成過程中局域溫升模型，模型能夠很好地解釋塊狀 ZrTiNiCuBe非晶合金塑性變形階段鋸齒形流變現(xiàn)象及塊狀 ZrTiNiCuBe非晶合金掃描電鏡（SEM）圖中熔滴形成原因以及動態(tài)實驗過程中觀測到“火花”的形成原因。

1 實驗

將純度（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）大于99.5%的Zr、Ti、Ni、Cu、Be 5種高純度金屬按照合金材料比例成分進行配比，采用鎢級電弧爐熔煉，為使非晶合金成分均勻，合金反復(fù)熔煉3次以上。利用銅模鑄造成型，為避免表面雜質(zhì)干擾，采用超聲波在乙醇中清洗。利用銅模鑄造法制備鋯基非晶合金材料試樣，相關(guān)詳細(xì)工藝見文獻［17］。為獲得準(zhǔn)確的靜態(tài)壓縮實驗結(jié)果，避免實驗結(jié)果受到慣性、摩擦、二維效應(yīng)的影響，采用線切割將材料制備成d 4 mm×8 mm的壓縮試樣，室溫下靜態(tài)壓縮采用CSS-44300電子萬能材料實驗機進行，應(yīng)變率分別為10-3s-1和10-2s-1。室溫下動態(tài)壓縮實驗采用14.5 mm分離式Hopkinson壓桿（SHPB）加載［18］，試樣尺寸為d 8 mm×5mm，子彈發(fā)射壓強為0.3～1 MPa，應(yīng)變率為 400～2000 s-1；試樣兩端添加兩個高強度鋼墊片來防止壓桿端面屈服，采用不同形狀、尺寸的黃銅片作為整形器來消除動態(tài)加載過程中的高頻分量和獲得常應(yīng)變率加載，壓桿端面處采用潤滑脂減小摩擦。為減小偶然因素以保證實驗數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，每個應(yīng)變率的靜態(tài)或者動態(tài)下的壓縮實驗均進行3次。將回收的壓縮試樣表面加水細(xì)磨、拋光后，加入腐蝕試劑中浸泡，50 ℃恒溫靜置24 h后，用Hitachi SU9000型掃描電子顯微鏡（SEM）對試樣側(cè)面和斷口形貌以及裂紋傳播與擴展、斷裂特征進行掃描觀察與分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 塊狀 ZrTiNiCuBe非晶合金室溫靜態(tài)壓縮力學(xué)性能

圖1所示為ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫環(huán)境下的靜態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖 1中可以看出，首先出現(xiàn)近似的線性彈性變形，試樣可產(chǎn)生 0.25～0.3的彈性應(yīng)變，隨后試樣出現(xiàn)明顯屈服，塑性應(yīng)變約為0.05～0.1，最后試樣斷裂。隨著應(yīng)變率的提高，試樣的屈服強度和斷裂強度基本保持不變，彈性模量降低，塑性應(yīng)變下降，且室溫靜態(tài)壓縮過程中存在應(yīng)變軟化現(xiàn)象。

圖2所示為ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫靜態(tài)斷裂微觀形貌圖，斷裂面沿剪切帶傳播方向可分為 3個區(qū)域［19］：Ⅰ） 斷裂滑動區(qū)；Ⅱ） 斷裂傳播區(qū)域；Ⅲ） 失穩(wěn)斷裂區(qū)。圖2（b）所示為圖2（a）中局部放大圖，展現(xiàn)出微米尺度的脈狀花樣形貌，屬于典型剪切破壞模式。一般認(rèn)為，非晶合金中保存的自由體積作為一種結(jié)構(gòu)缺陷來影響其力學(xué)性能，且脈狀花樣的形成與自由體積數(shù)量、濃度等密切相關(guān)。圖 2（c）中可以看到裂紋和剪切帶，裂紋擴展的同時伴隨著剪切帶的擴展，且剪切帶末梢有很小的分叉，這些屬于二次剪切帶，剪切帶的滑移分支與相互交叉可以有效防止非晶沿單一剪切帶發(fā)生快速斷裂，從而提高材料塑性。剪切帶的誘發(fā)形成、傳播擴展與變形局部區(qū)域自由體積的凝結(jié)程度密切相關(guān)，變形過程中自由體積的濃度大小是由不斷加載的剪切應(yīng)力造成自由體積的凝聚與原子重排、結(jié)構(gòu)弛豫造成自由體積湮滅競爭結(jié)果控制的［14， 20］。剪應(yīng)力作用下促使局部區(qū)域產(chǎn)生應(yīng)力集中，使該區(qū)域的自由體積數(shù)量、濃度上升，導(dǎo)致局部黏度下降，進而造成剪切帶的形成、擴展，當(dāng)剪切帶傳播到一定程度時，誘發(fā)裂紋產(chǎn)生，最終造成材料發(fā)生軟化失效。

圖1 ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫靜態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 1 Quasi-static compression stress-strain curves of ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy at room temperature

圖2 ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫靜態(tài)斷裂的微觀形貌Fig. 2 Quasi-static compression fracture microstructure of ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy at room temperature: （a）Full image of fracture microstructure； （b） High magnification of vein patterns； （c） High magnification of crackle

2.2 塊狀 ZrTiNiCuBe非晶合金室溫動態(tài)壓縮力學(xué)性能

表1所列為ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫環(huán)境下動態(tài)壓縮實驗應(yīng)變率數(shù)據(jù)。圖3所示為ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫動態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線。通過對比 ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫靜態(tài)與動態(tài)不同應(yīng)變率下的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線可知，ZrTiNiCuBe塊體非晶合金靜態(tài)下的塑性和屈服強度明顯高于動態(tài)下的塑性和屈服強度；且隨著應(yīng)變率的提高，塑性、屈服強度和斷裂強度均上升；彈性模量（彈性階段切線的斜率）基本保持不變，不具有應(yīng)變率效應(yīng)。ZrTiNiCuBe塊體非晶合金首先發(fā)生彈性變形，試樣到達屈服點后出現(xiàn)明顯屈服，屈服應(yīng)變約為0.02～0.04；到達斷裂強度時產(chǎn)生斷裂，試樣的整個室溫動態(tài)壓縮過程存在應(yīng)變硬化和應(yīng)變率硬化效應(yīng)。實驗過程中發(fā)現(xiàn)有明顯“火花”出現(xiàn)，同時在SHPB實驗結(jié)束后，壓桿端部發(fā)現(xiàn)少量殘余熔化的小碎塊。

圖4所示為ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫動態(tài)斷裂微觀形貌圖。對比圖4（a）與圖2（a）可知，斷面相對粗糙，脈狀花樣不如靜態(tài)壓縮斷面光滑，說明材料的塑性降低、脆性變大。圖4（b）中出現(xiàn)形狀不規(guī)則的熔滴，熔滴被認(rèn)為是剪切帶內(nèi)溫升急劇上升接近玻璃轉(zhuǎn)變溫度Tg造成的結(jié)果［6］。圖4（c）所示為ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫動態(tài)斷裂微觀形貌有十分典型的解理臺階，這是靜態(tài)環(huán)境下沒有發(fā)現(xiàn)的微觀特征；解理臺階旁的河流花樣十分明顯，河流花樣源頭與臺階相連，臺階相對粗糙，高度較窄。解理臺階的出現(xiàn)說明斷裂模式由靜態(tài)條件下的純剪切斷裂變?yōu)閯討B(tài)條件下的脆性解理斷裂。

表 1 ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫動態(tài)壓縮實驗應(yīng)變率數(shù)據(jù)Table 1 Dynamic compression test strain rate date of ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy at room temperature

圖3 ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫動態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 3 Dynamic compression stress-strain curves of ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy at room temperature

圖4 ZrTiNiCuBe塊體非晶合金室溫動態(tài)斷裂微觀形貌圖Fig. 4 Dynamic compression fracture microstructures of ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy at room temperature: （a）Full image of fracture microstructure； （b） High magnification of vein patterns and liquid droplets； （c） High magnification of cleavage steps

2.3 塊狀ZrTiNiCuBe非晶合金剪切帶內(nèi)溫升模型

解理臺階的出現(xiàn)說明動態(tài)壓縮過程中產(chǎn)生的熱量被消耗掉，熱量的去處是值得考慮的。眾所周知，傳統(tǒng)典型金屬材料的彈性應(yīng)變很小不超過0.01，而塑性很大，塑性變形是均勻的。然而，非晶合金具有較大的彈性應(yīng)變與較高的屈服強度，導(dǎo)致材料在斷裂失效前存儲較高的彈性應(yīng)變能。材料在斷裂瞬間，將積累的彈性應(yīng)變能釋放，會觀察到強光［21］，斷面出現(xiàn)熔滴和脈狀花樣，可以推測彈性應(yīng)變能是影響非晶合金材料塑性變形與斷裂的一個重要因素［20］。在動態(tài)壓縮實驗過程中，試樣加載時間很短， 認(rèn)為整個過程是絕熱的，產(chǎn)生的溫升極有可能超過玻璃轉(zhuǎn)變溫度甚至熔點；然而剪切帶內(nèi)溫升的直接測量很困難，這里從能量守恒定律出發(fā)，利用變形過程中彈性應(yīng)變能的變化規(guī)律推測剪切變形區(qū)內(nèi)溫升的變化規(guī)律。

圖5 ZrTiNiCuBe塊體非晶合金剪切帶示意圖Fig. 5 Schematic diagram of observed shear band for ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy specimen

從圖3（b）中可明顯發(fā)現(xiàn)鋸齒形流變現(xiàn)象，且存在鋸齒流變幅度隨應(yīng)變的增大而逐漸增大的趨勢，最后，曲線經(jīng)過斷裂強度后急劇下降。參考文獻［11-12，22］，一般認(rèn)為高應(yīng)變率下的鋸齒流變現(xiàn)象與剪切帶內(nèi)絕熱溫升和多重剪切帶共同作用有關(guān)；鋸齒行為反映出材料變形過程中的能量耗散機制，鋸齒數(shù)量越多、幅度越大表明材料的能量耗散越快，變形過程中形成的熱量越不易集中，材料越不易斷裂；同時，鋸齒流變現(xiàn)象中，應(yīng)力的上升代表材料彈性再加載過程，而應(yīng)力的下降則代表剪切變形區(qū)內(nèi)剪切帶的迅速擴展、軟化過程；鋸齒流變現(xiàn)象反映了剪切帶的間歇性運動行為，說明塊狀非晶材料的塑性流變、軟化與非均勻性流變密切相關(guān)。試樣在應(yīng)力加載過程中首先發(fā)生彈性變形，隨后有少許塑性變形，最后發(fā)生斷裂，如圖3所示。試樣在彈性加載過程中不斷積累彈性應(yīng)變能，則試樣斷裂前積累的彈性應(yīng)變能（Ee） 為

式中：σ為斷裂前強度；ε為斷裂前彈性應(yīng)變；A為試樣截面積；L為試樣長度。

塑性變形是通過高度集中的局域剪切帶作為載體來完成的，絕大大部分彈性應(yīng)變能以熱量形式釋放在剪切帶區(qū)域，由于應(yīng)力加載時間短，造成該局部區(qū)域產(chǎn)生很高的絕熱溫升。這部分由剪切帶內(nèi)溫度急劇上升帶來的熱量為［21］：

式中：cp為材料的等壓比熱容。

Zr41.25Ti13.75Ni10Cu12.5Be22.5的等壓比熱容［23-24］為55 J/（K?mol），這里結(jié)合材料自身配比近似取為 60 J/（K?mol）；ΔT為溫升；As為剪切帶在試樣橫截面的投影面積；θ斷裂角；s為剪切帶厚度，其剪切帶的示意圖如圖5所示。

假設(shè)α為彈性應(yīng)變能轉(zhuǎn)化為剪切帶內(nèi)溫升帶來熱量的轉(zhuǎn)化系數(shù)［25］，有以下關(guān)系：

式中：α取0.9。

聯(lián)立（1）～（3）式即可計算出剪切帶內(nèi)的溫升ΔT0分析可知剪切帶在試樣橫截面的投影面積 As對溫升的影響極大，相同的彈性應(yīng)變能產(chǎn)生同等的熱量，熱量散布在較小的剪切區(qū)域內(nèi)造成絕熱溫升很高，使得試樣內(nèi)產(chǎn)生大量熔滴和觀察到火花；而熱量散布在較大的剪切區(qū)域內(nèi)造成絕熱溫升很低，不會超過非晶材料的玻璃轉(zhuǎn)變溫度，此時溫升的影響較小，材料發(fā)生結(jié)構(gòu)弛豫現(xiàn)象，也就不能說明熔滴形成原因。結(jié)合實驗觀察到的剪切帶在試樣橫截面的投影面積，以As/A范圍在0.1～1為參變量來分析剪切變形過程中的溫升。在圖5中，選取各應(yīng)變區(qū)間應(yīng)力下降幅較大的點，計算出相應(yīng)的壓力下降幅值和相應(yīng)的彈性應(yīng)變，剪切帶厚度s取2 μm，代入相應(yīng)參數(shù)，非晶材料的玻璃轉(zhuǎn)變溫度Tg=600 K，熔點Tm=1100 K，理論計算結(jié)果如圖6所示。

當(dāng)試樣最終斷裂失效時，剪切帶貫穿整個試樣的橫截面，這時As=A、σ=σf、ε=σf/E（E為彈性模量），這里考慮應(yīng)變率效應(yīng)，代入式中計算，其結(jié)果如圖7所示。從計算結(jié)果可以得到，隨著應(yīng)變的增大，局部溫升變化呈非線性增大趨勢，說明隨著彈性應(yīng)變能的不斷積累，試樣內(nèi)部的溫升也不斷變大；當(dāng)剪切帶在試樣橫截面的投影面積越小時，說明彈性應(yīng)變能聚集在很小的變形區(qū)域，造成該局部區(qū)域溫升的增大，特別是當(dāng) As/A≤1/8時，接近斷裂時試樣內(nèi)最后一個鋸齒流動內(nèi)，其剪切帶內(nèi)的絕熱溫升超過材料的玻璃轉(zhuǎn)變溫度Tg，將使剪切變形區(qū)局部黏度急劇下降，隨著溫升的繼續(xù)增大，非晶態(tài)會逐漸轉(zhuǎn)化為過冷液體，從而使其軟化直至失效斷裂。從這里可以看出，剪切帶內(nèi)絕熱溫升是剪切帶黏度降低和試樣斷裂的最直接原因。理論分析得到的結(jié)果與實驗觀察到的結(jié)果一致。

同時，試樣斷裂時的絕熱溫升與應(yīng)變率緊密相關(guān)，隨著應(yīng)變率的上升，溫升呈非線性增大。當(dāng)應(yīng)變率超過1050 s-1時，材料的斷裂局部溫升超過非晶材料的熔點Tm，因此，在試樣斷裂瞬間會有大量的熱通過實驗中觀察到的“火花”的形式釋放出，在斷裂面上會觀察到液滴的形成，再者，瞬間大量的熱量使粘性流層的厚度上升，造成其位置和數(shù)量變化，最后造成試樣斷裂面的粗糙不平，這也解釋了圖2（a）和圖4（a）形貌不同的原因。

圖6剪切帶內(nèi)絕熱溫升ΔT與As/A、應(yīng)變ε關(guān)系曲線Fig. 6 Relationship curves of adiabatic temperature in shear band and strain as well as As/A

圖7 試樣斷裂絕熱溫升ΔT與應(yīng)變率ε˙的關(guān)系Fig. 7 Relationship between adiabatic temperature in fracture specimen and strain rate

3 結(jié)論

1） 塊體ZrTiNiCuBe非晶合金室溫靜態(tài)壓縮時，隨著應(yīng)變率的上升屈服強度、斷裂強度無明顯變化，壓縮過程中存在應(yīng)變軟化效應(yīng)。然而，在室溫動態(tài)壓縮時，壓縮過程中存在應(yīng)變硬化、應(yīng)變率硬化效應(yīng)；屈服強度、塑性均小于靜態(tài)情形下。

2） 塊體ZrTiNiCuBe非晶合金室溫靜態(tài)壓縮為剪切斷裂，微觀形貌上出現(xiàn)脈狀花樣與剪切帶；剪切帶誘發(fā)裂紋的形成，裂紋的擴展伴隨著剪切帶的傳播。塊體 ZrTiNiCuBe非晶合金在室溫動態(tài)壓縮條件下，斷面相對粗糙，微觀形貌上存在熔滴和解理臺階，斷裂模式變?yōu)榇嘈越饫頂嗔选?/p>

3） 結(jié)合鋸齒流變對剪切帶的形成、擴展、斷裂的影響，從彈性應(yīng)變能的角度出發(fā)建立塊狀ZrTiNiCuBe非晶合金剪切帶內(nèi)溫升模型，計算出鋸齒流變過程中剪切帶形成時局部變形區(qū)域的溫升。

4） 隨著鋸齒幅度的增大，彈性應(yīng)變能的不斷存儲，溫升逐漸升高；特別是當(dāng) As/A≤1/8時，接近斷裂時試樣內(nèi)最后一個鋸齒流動內(nèi)，其剪切帶內(nèi)的絕熱溫升超過材料的玻璃轉(zhuǎn)變溫度 ，將使剪切變形區(qū)局部黏度急劇下降，使剪切帶擴展到整個試樣并最終斷裂。

5） 隨著應(yīng)變率的上升，試樣斷裂時的絕熱溫升呈非線性上升趨勢，應(yīng)變率超過1050 s-1時，材料的斷裂局部溫升超過非晶材料的熔點 ，實驗中觀測到“火花”，從局部溫升變化規(guī)律闡述塊狀 ZrTiNiCuBe非晶合金鋸齒流變和斷裂機制。

REFERENCES

［1］汪衛(wèi)華. 非晶態(tài)物質(zhì)的本質(zhì)與特性［J］. 物理學(xué)進展， 2013，33（5）: 176-352. WANG Wei-hua. The nature and properties of amorphous matter［J］. Progress in Physics， 2013， 33（5）: 176-352.

［2］黃勁松， 劉 詠， 陳仕奇， 劉祖銘， 黃伯云. 鋯基非晶合金的研究進展與應(yīng)用［J］. 中國有色金屬學(xué)報， 2003， 13（6）: 1321-1331. HUANG Jin-song， LIU Yong， CHEN Shi-qi， LIU Zu-ming，HUANG Bai-yun. Progress and application of Zr-based amorphous alloys［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2003， 13（6）: 1321-1331.

［3］WU H， LIU Y， LI K Y， ZHANG Z W. Casting effect on compressive brittleness of bulk metallic glass［J］. Transactions of Nonferrous Metals Society of China， 2014， 24（2）: 385-392.

［4］楊元政， 董振江， 仇在宏， 陳小祝， 謝致薇， 白曉軍. 塊狀非晶合金Cu58Zr20Ti20Mo2的形成與力學(xué)性能［J］. 中國有色金屬學(xué)報， 2007， 17（7）: 1090-1095. YANG Yuan-zheng， DONG Zhen-jiang，QIU Zai-hong，CHEN Xiao-zhu， XIE Zhi-wei， BAI Xiao-jun. Formation and mechanical properties of Cu58Zr20Ti20Mo2 bulk metallic glass［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals， 2007， 17（7）: 1090-1095.

［5］MA Guang-cai， ZHU Zheng-wang， WANG Zheng， ZHANG Hai-feng. Deformation behavior of the Zr53.5Cu26.5Ni5-Al12Ag3 bulk metallic glass over a wide range of strain rate and temperatures［J］. Journal of Materials Science & Technology

，2015， 31: 941-945.

［6］SUN B A， WANG W H. The fracture of bulk metallic glasses［J］. Progress in Materials Science， 2015， 74: 211-307.

［7］HU J， SUN B A， YANG Y， LIU C T， PAULY S， WENG Y X，ECKERT J. Intrinsic versus extrinsic effects on serrated flow of bulk metallic glasses［J］. Intermetallics， 2015， 66: 31-39.

［8］JIANG W H， PINKERTON F E， ATZMON M. Effect of strain rate on the formation of nanocrystallites in an Al-based amorphous alloy during nanoindentation［J］. Journal of Applied Physics， 2003， 93: 9287-9290.

［9］JIANG W H， ATZMON M. Mechanically-assisted nanocrystallization and defects in amorphous alloys: A high-resolution transmission electron microscopy study［J］. Scripta Materialia， 2006， 54（3）: 333-336.

［10］HAJLAOUI K， BENAMEUR T， VAUGHAN G， YAVARI A R. Thermal expansion and indentation-induced free volume in Zr-based metallic glasses measured by real-time diffraction using synchrotron radiation［J］. Scripta Materialia， 2004， 51（9）: 843-848.

［11］WANG S， YE Y F， SUN B A， LIU C T， SHI S Q， YANG Y. Softening-induced plastic flow instability and indentation size effect in metallic glass［J］. Journal of the Mechanics and Physics of Solids， 2015， 77: 70-85.

［12］SUN B A， WANG W H. The fracture of bulk metallic glasses［J］. Progress in Materials Science， 2015， 74: 211-307.

［13］豐 平， 張慶明， 陳 利， 姚 偉. 塊體非晶合金剪切帶溫度的變化分析［J］. 材料科學(xué)與工程學(xué)報， 2010， 28（1）: 36-39. FENG Ping， ZHANG Qing-ming， CHENG Li， YAO Wei. Temperature change in the shear band of a bulk metallic glass during serrated flow［J］. Journal of Materials Science & Engineering， 2010， 28（1）: 36-39.

［14］LIU L F， DAI L H， BAI Y L， WEI B C. Initiation and propagation of shear bands in Zr-based bulk metallic glass under quasi-static and dynamic shear loadings［J］. Journal of Non-Crystalline Solids， 2005， 351: 3259-3270.

［15］JIANG W H， LIAO H H， LIU F X， CHOO H， LIAW P K. Rate-dependent temperature increases in shear bands of a bulk-metallic glass［J］. Metallurgical and Materials Transactions A， 2008， 39: 1822-1830.

［16］LEWANDOWSKI J J， GREER A L. Temperature rise at shear bands in metallic glasses［J］. Nature Materials， 2006， 5: 15-18.

［17］ZHAO S F， CHEN N， GONG P， YAO K F. New centimeter-sized quaternary Ti-Zr-Be-Cu bulk metallic glasses with large glass forming ability［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2015， 647: 533-538.

［18］XUE Yun-fei， CAI Hong-nian， WANG Lu， ZHANG Hai-feng，CHENG Huan-wu. Testing of high strength Zr-based bulk metallic glass with the split Hopkinson pressure bar［J］. Journal of Beijing Institute of Technology， 2008，17: 109-114.

［19］MUKAI T， NIEH T G， KAWAMURA Y， INOUE A， HIGASHI K. Effect of strain rate on compressive behavior of a Pd40Ni40P20bulk metallic glass［J］. Intermetallics， 2002， 10: 1071-1077.

［20］WU F F， ZHENG W， WU S D， ZHANG Z F， SHEN J. Shear stability of metallic glasses［J］. International Journal of Plasticity，2011， 27（4）: 560-575.

［21］LIU C T， HEATHERLY L， EASTON D S. Test environments and mechanical properties of Zr-base bulk amorphous alloys［J］. Metallurgical and Materials Transactions A， 1998， 29（7）: 1811-1820.

［22］WANG G， PAULY S， GORANTLA S， MATTERN N， ECKERT J. Plastic flow of a Cu50Zr45Ti5 bulk metallic glass composite［J］. Journal of Materials Science & Technology， 2014， 30（6）: 609-615.

［23］BRUCK H A， CHRISTMAN T， ROSAKIS A J， JOHNSON W L. Quasi-static constitutive behavior of Zr41.25Ti13.75Ni10Cu12.5Be22.5bulk amorphous alloys［J］. Scripta Metallurgica et Materialia，1994， 30（4）: 429-434.

［24］BRUCK H A， ROSAKIS A J， JOHNSON W L. The dynamic compressive behavior of beryllium bearing bulk metallic glasses［J］. Journal of Materials Research， 1996， 11: 503-511.

［25］陳德民， 孫劍飛， 沈 軍. 塊體非晶合金絕熱升溫與鋸齒流變機制［J］. 金屬學(xué)報， 2005， 41（2）: 196-198. CHEN De-min， SUN Jian-fei， SHEN Jun. Localized heating and serrated plastic flow mechanism in bulk amorphous alloys［J］. Acta Metallurgica Sinica， 2005， 41（2）: 196-198.

（編輯 李艷紅）

Temperature rise in shear bands and fracture temperature rise of ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy

PAN Nian-qiao1， DU Zhong-hua1， ZHU Zheng-wang2， LEI Xiao-yun1， XU Li-zhi1
（1. College of Mechanical Engineering， Nanjing University of Technology and Engineering， Nanjing 210094， China；
2. Institute of Metal Research， Chinese Academy of Sciences， Shenyang 110016， China）

The quasi-static and dynamic compression mechanical properties of the ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy were investigated under different strain rates at room temperature. The fracture and side face were characterized by the SEM technology. The results show that shear fracture happens when the alloy is quasi-static compressed， the microstructures observed are vein pattern and shear bands. The cracks are generated and propagated along the shear bands. The brittle cleavage fracture happens when the alloy is dynamic compressed， and the rough fracture surfaces containing large amount of liquid droplets are observed. The fracture exhibits the cleavage steps， and the obvious serrated flow phenomenon appears in the plastic deformation stage. In the point of energy conservation law， the temperature rise in shear bands is deduced based on the variation of elastic strain energy. The serrated flow and fracture mechanism of the ZrTiNiCuBe bulk amorphous alloy was revealed.

bulk amorphous alloy； serrated flow； adiabatic temperature rise； elastic strain energy

Project （11372142） supported by the National Natural Science Foundation of China； Project （KFJJ12-9M） supported by State Key Laboratory of Explosion Science and Technology （Beijing Institute of Technology），China

date： 2015-07-09； Accepted date： 2015-11-05

DU Zhong-hua； Tel: +86-25-84304059； E-mail: duzhonghua@aliyun.com

1004-0609（2016）-05-0973-07

TB33

A

國家自然科學(xué)基金資助項目（11372142）；北京理工大學(xué)爆炸科學(xué)與技術(shù)國家重點實驗室項目（KFJJ12-9M）

2015-07-09；

2015-11-05

杜忠華，教授，博士；電話：025-84304059；E-mail：duzhonghua@aliyun.com